(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｓｉ：０．２％〜２．０％（質量％、以下同様）、Ｍｇ：０．２％〜１．５％を含有し、さらに、Ｃｕ：１．０％以下、Ｚｎ：０．５％以下、Ｆｅ：０．５％以下、Ｍｎ：０．３％以下、Ｃｒ：０．３％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｚｒ：０．１５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：０．００５％以下のうち１種又は２種以上を含有し、残部は不可避的不純物及びアルミニウムからなるプレス成形用アルミニウム合金板であって、
該アルミニウム合金板の集合組織について、ＣＲ方位（｛００１｝＜５２０＞、以下同じ）の方位密度が、ＣＲ方位以外のいずれの方位の方位密度よりも高いことを特徴とするプレス成形用アルミニウム合金板。
【請求項２】
Ｍｇ：１．５〜６．５％（質量％、以下同様）を含有し、さらに、Ｍｎ：１．５％以下、Ｆｅ：０．７％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｚｎ：０．４％以下、Ｚｒ：０．３％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｔｉ：０．２％以下、Ｂ：０．０５％以下のうち１種又は２種以上を含有し、残部は不可避的不純物及びアルミニウムからなるプレス成形用アルミニウム合金板であって、
該アルミニウム合金板の集合組織について、ＣＲ方位（｛００１｝＜５２０＞、以下同じ）の方位密度が、ＣＲ方位以外のいずれの方位の方位密度よりも高いことを特徴とするプレス成形用アルミニウム合金板。
【請求項３】
Ｍｎ：０．３〜２．０％（質量％、以下同様）を含有し、さらに、Ｍｇ：１．５％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｆｅ：１．０％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｚｎ：０．５％以下、Ｚｒ：０．５％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｔｉ：０．２％以下、Ｂ：０．０５％以下のうち１種又は２種以上を含有し、残部は不可避的不純物及びアルミニウムからなるプレス成形用アルミニウム合金板であって、
該アルミニウム合金板の集合組織について、ＣＲ方位（｛００１｝＜５２０＞、以下同じ）の方位密度が、ＣＲ方位以外のいずれの方位の方位密度よりも高いことを特徴とするプレス成形用アルミニウム合金板。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれか１項において、上記ＣＲ方位の方位密度が１０以上（ランダム比、以下同じ）であることを特徴とするプレス成形用アルミニウム合金板。
【請求項５】
請求項１〜４のいずれか１項において、上記ＣＲ方位以外の方位が全て１０未満であることを特徴とするプレス成形用アルミニウム合金板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、プレス成形性に優れ、特に自動車ボディパネル等の自動車部品に適したプレス成形用アルミニウム合金板に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来、アルミニウム合金板をプレス成形する際には、プレス成形の種類（例えば、深絞成形性、張出成形性、曲げ加工性等）に応じてアルミニウム合金板の集合組織等を制御し、成形性を向上させることが提案されている。
例えば、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金板の集合組織において、少なくともＣｕｂｅ方位の方位密度をプレス成形の種類に応じて制御することにより、該プレス成形性に合わせた改善を行うことができることが提案されている（特許文献１）。
【０００３】
しかしながら、自動車ボディパネル等のプレス成形は、上述のプレス成形の種類が複合化されている。そのため、自動車ボディパネルをプレス成形する際の成形性を改善するためには、材料の等二軸変形、平面ひずみ変形、及び一軸変形での破断限界を改善すること（破断限界ひずみを向上させること）が必要である。
【０００４】
【特許文献１】特開２０００−３１９７４１号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
本発明は、かかる従来の問題点に鑑みてなされたものであって、等二軸変形、平面ひずみ変形、及び一軸変形での破断限界を高めて、プレス成形に適したプレス成形用アルミニウム合金板を提供しようとするものである。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
本発明の一態様は、Ｓｉ：０．２％〜２．０％（質量％、以下同様）、Ｍｇ：０．２％〜１．５％を含有し、さらに、Ｃｕ：１．０％以下、Ｚｎ：０．５％以下、Ｆｅ：０．５％以下、Ｍｎ：０．３％以下、Ｃｒ：０．３％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｚｒ：０．１５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：０．００５％以下のうち１種又は２種以上を含有し、残部は不可避的不純物及びアルミニウムからなるプレス成形用アルミニウム合金板であって、
該アルミニウム合金板の集合組織について、ＣＲ方位（｛００１｝＜５２０＞、以下同じ）の方位密度が、ＣＲ方位以外のいずれの方位の方位密度よりも高いことを特徴とするプレス成形用アルミニウム合金板にある（請求項１）。
本発明の他の態様は、Ｍｇ：１．５〜６．５％（質量％、以下同様）を含有し、さらに、Ｍｎ：１．５％以下、Ｆｅ：０．７％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｚｎ：０．４％以下、Ｚｒ：０．３％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｔｉ：０．２％以下、Ｂ：０．０５％以下のうち１種又は２種以上を含有し、残部は不可避的不純物及びアルミニウムからなるプレス成形用アルミニウム合金板であって、
該アルミニウム合金板の集合組織について、ＣＲ方位（｛００１｝＜５２０＞、以下同じ）の方位密度が、ＣＲ方位以外のいずれの方位の方位密度よりも高いことを特徴とするプレス成形用アルミニウム合金板にある（請求項２）。
本発明のさらに他の態様は、Ｍｎ：０．３〜２．０％（質量％、以下同様）を含有し、さらに、Ｍｇ：１．５％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｆｅ：１．０％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｚｎ：０．５％以下、Ｚｒ：０．５％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｔｉ：０．２％以下、Ｂ：０．０５％以下のうち１種又は２種以上を含有し、残部は不可避的不純物及びアルミニウムからなるプレス成形用アルミニウム合金板であって、
該アルミニウム合金板の集合組織について、ＣＲ方位（｛００１｝＜５２０＞、以下同じ）の方位密度が、ＣＲ方位以外のいずれの方位の方位密度よりも高いことを特徴とするプレス成形用アルミニウム合金板にある（請求項３）。
【０００７】
上記プレス成形用アルミニウム合金板は、その集合組織について、ＣＲ方位の方位密度が、ＣＲ方位以外のいずれの方位の方位密度よりも高い。これにより、後述する実施例から知られるように、プレス成形性を改善するために必要な、材料の等二軸変形、平面ひずみ変形、及び一軸変形での破断限界を改善することができる。
このように、本発明によれば、等二軸変形、平面ひずみ変形、及び一軸変形での破断限界を高めて、プレス成形に適したプレス成形用アルミニウム合金板を得ることができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【０００８】
本発明のプレス成形用アルミニウム合金板は、上述したように、その集合組織について、ＣＲ方位の方位密度が、ＣＲ方位以外のいずれの方位の方位密度よりも高い。
ここで、アルミニウム合金の集合組織について説明する。アルミニウム合金等の多結晶材料は、いくつかの特定方位に結晶粒が配向した組織、すなわち集合組織を持つことが多い。上記方位としては、ＣＲ方位、Ｃｕｂｅ方位、Ｇｏｓｓ方位、Ｂｒａｓｓ方位、Ｓ方位、Ｃｏｐｐｅｒ方位、ＲＷ方位、ＰＰ方位等がある。
また、結晶方位が均一に分散して集積がないとき、集合組織はランダムであるという。
また、集合組織の体積分率が変化すると、塑性異方性が変化することが知られている。
【０００９】
上記集合組織のでき方は同じ結晶系の場合でも加工法によって異なる。圧延による板材の集合組織の場合には、圧延面と圧延方向で表されており、圧延面は面を表すミラー指数（ｈｋｌ）で表現され、圧延方向は方向を表すミラー指数［ｕｖｗ］で表現される（ｈ，ｋ，ｌ，ｕ，ｖ，ｗは整数）。そして、ｈｕ＋ｋｖ＋ｌｗ＝０の条件を満たすように、ｈ，ｋ，ｌ及びｕ，ｖ，ｗの順番を入れ替えて得られる２４通りの等価な方位群をとりまとめて｛ｈ，ｋ，ｌ｝＜ｕ，ｖ，ｗ＞と表し、方位の一般的表示としている。
【００１０】
かかる表現方法に基づいて、上記各方位は以下のように示される。
ＣＲ方位：｛００１｝＜５２０＞、
Ｃｕｂｅ方位：｛００１｝＜１００＞、
Ｇｏｓｓ方位：｛０１１｝＜１００＞、
Ｂｒａｓｓ方位：｛０１１｝＜２１１＞、
Ｓ方位：｛１２３｝＜６３４＞、
Ｃｏｐｐｅｒ方位：｛１１２｝＜１１１＞、
ＲＷ方位：｛００１｝＜１１０＞、
ＰＰ方位：｛０１１｝＜１２２＞。
【００１１】
上記集合組織の方位密度とは、ランダムな方位に対する各方位の強度を比率で示したものである。
本発明ではこれらの方位から±１０度以内の方位のずれは同一の方位であると定義する。ただし、Ｃｏｐｐｅｒ方位及びＳ方位に関しては、±９度以内の方位のずれは同一の方位であると定義する。
【００１２】
上記方位密度の分布は、例えば、Ｘ線回折法を用いて、結晶粒方位分布関数（ＯＤＦ）を求めることにより測定することができる。
具体的には、Ｘ線回折装置で測定した極点図から、３次元方位解析によりＯＤＦを求めることで、各結晶方位の方位密度を求める。ＯＤＦはＢｕｎｇｅの提唱した級数展開法により偶数項の展開次数を２２次、奇数項の展開次数を１９次として計算する。なお、方位密度は、特定方位の方位密度とランダム方位を有する試料の方位密度との比で示し、ランダム比と表記する。ランダム強度Ｉｒは検体試料強度Ｉｃから次式により算出する。
【数１】
0005354954.tif 000002
ここで、α、βは測定角度、Δｓはステップ角度である。
【００１３】
また、上記アルミニウム合金を製造する方法は、集合組織についてＣＲ方位の方位密度がＣＲ方位以外のいずれの方位の方位密度よりも高いプレス成形用アルミニウム合金板を得ることができれば特に限定されないが、例えば、アルミニウム合金からなる鋳塊に対して熱間圧延を施し、続いて、熱間圧延の圧延方向に対して９０°方向で冷間圧延を行って、更に、溶体化処理、焼入れを行い、その後、熱処理を行う方法が挙げられる。今後、上記プレス成形用アルミニウム合金板のより効率的な製造方法が出てくる可能性は十分にある。
【００１４】
また、上記プレス成形用アルミニウム合金板は、上記ＣＲ方位の方位密度が１０以上（ランダム比、以下同じ）であることが好ましい（請求項４）。
この場合には、特に、等二軸変形、平面ひずみ変形、及び一軸変形での破断限界を高めることができる。
上記ＣＲ方位の方位密度が１０未満の場合には、上記各変形での破断限界が低下し、成形性が劣化するおそれがある。
【００１５】
また、上記ＣＲ方位以外の方位が全て１０未満であることが好ましい（請求項５）。
この場合には、特に、等二軸変形、平面ひずみ変形、及び一軸変形での破断限界を高めることができる。
上記ＣＲ方位以外の方位としては、上記Ｃｕｂｅ方位、Ｇｏｓｓ方位、Ｂｒａｓｓ方位、Ｓ方位、Ｃｏｐｐｅｒ方位、ＲＷ方位、ＰＰ方位等が挙げられる。
【００１６】
また、上記ＣＲ方位以外の方位の方位密度がいずれかひとつでも１０を越える場合には、上記各変形での破断限界が低下し、成形性が劣化するおそれがある。
【００１７】
また、上記プレス成形用アルミニウム合金板が、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金からなる場合には、特に、張り出し成形や曲げ加工性が求められる自動車のエンジンフードやトランクフード等、又は深絞り成形性が求められる自動車ドアやフェンダー等に好適な材料とすることができる。
【００１８】
また、特に好適な成分を有する上記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金は、Ｓｉ：０．２％〜２．０％（質量％、以下同様）、Ｍｇ：０．２％〜１．５％を含有し、さらに、Ｃｕ：１．０％以下、Ｚｎ：０．５％以下、Ｆｅ：０．５％以下、Ｍｎ：０．３％以下、Ｃｒ：０．３％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｚｒ：０．１５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：０．００５％以下のうち１種又は２種以上を含有し、残部は不可避的不純物及びアルミニウムからなる上記Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金である。
【００１９】
Ｓｉは、ベークハード性を得るために必要であり、Ｍｇ2Ｓｉ等のＭｇ−Ｓｉ系化合物を形成して強度を高めるよう機能する。
Ｓｉの含有量が０．２％未満の場合には、１５０℃〜２００℃の範囲内で１０〜６０分保持する熱処理で十分なベークハード性を得ることができないおそれがある。一方、Ｓｉの含有量が２．０％を超える場合には、成形加工時の耐力が高くなり、離型により材料の弾性変形分が形状回復（弾性回復）するスプリングバックが大きくなる問題が生じる。成形性が劣化するおそれがある。また、Ｓｉの含有量が０．２％未満あるいは２．０％超えの場合には、ＣＲ方位の方位密度が低くなりやすく、成形性が劣化するおそれがある。
Ｓｉの含有量は、更に好ましくは０．８〜１．２％である。
【００２０】
また、上記プレス成形用アルミニウム合金板は、Ｍｇ：０．２〜１．５％を含有する。
Ｍｇは、上述のＳｉと同様にベークハード性を得るために必要であり、Ｍｇ2Ｓｉ等のＭｇ−Ｓｉ系化合物を形成して強度を高めるよう機能する。
Ｍｇの含有量が０．２％未満の場合には、１５０℃〜２００℃の範囲内で１０〜６０分保持する熱処理で十分なベークハード性を得ることができないおそれがある。一方、Ｍｇの含有量が１．５％を超える場合には、溶体化処理後もしくは最終熱処理完了後の耐力が高くなり、スプリングバックが大きくなるおそれがある。また、上記Ｍｇの含有量が０．２％未満もしくは１．５％超えの場合には、ＣＲ方位の方位密度が低くなりやすく、成形性が劣化するおそれがある。
Ｍｇの含有量は、更に好ましくは０．３〜０．７％である。
【００２１】
上記プレス成形用アルミニウム合金板は、さらにＣｕ：１．０％以下、Ｚｎ：０．５％以下、Ｆｅ：０．５％以下、Ｍ：０．３％以下、Ｃｒ：０．３％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｚｒ：０．１５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｂ：０．００５％以下のうち１種又は２種以上を含有する。
Ｃｕは、強度を高め、成形性を向上させるよう機能する。Ｃｕの含有量が１．０％を超える場合には、耐食性を劣化させるおそれがある。
【００２２】
Ｚｎは、表面処理時のリン酸亜鉛処理性を向上させるよう機能する。Ｚｎの含有量が０．５％を超える場合には、耐食性が劣化するおそれがある。
Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｚｒは、強度を高め、結晶粒を微細化して成形加工時の肌荒れを防止するよう機能する。Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、Ｚｒの含有量が上述の範囲を超える場合には、ＣＲ方位の方位密度が低くなりやすく、成形性が劣化するおそれがある。
Ｔｉ、Ｂは、鋳造組織を微細化して成形性を向上させるよう機能する。Ｔｉ、Ｂの含有量が、上述の範囲を超える場合には、ＣＲ方位の方位密度が低くなりやすく、成形性が劣化するおそれがある。
【００２３】
また、上記プレス成形用アルミニウム合金板が、Ａｌ−Ｍｇ系合金からなる場合には、特に、張出成形や曲げ加工性が求められる自動車のエンジンフードやトランクフード等、又は深絞成形性が求められる自動車ドアやフェンダー等に好適な材料とすることができる。
【００２４】
また、特に好適な成分を有する上記Ａｌ−Ｍｇ系合金は、Ｍｇ：１．５〜６．５％（質量％、以下同様）を含有し、さらに、Ｍｎ：１．５％以下、Ｆｅ：０．７％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｚｎ：０．４％以下、Ｚｒ：０．３％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｔｉ：０．２％以下、Ｂ：０．０５％以下のうち１種又は２種以上を含有し、残部は不可避的不純物及びアルミニウムからなるＡｌ−Ｍｇ系合金である。
【００２５】
Ｍｇは、強度を得るために必要であり、固溶して強度を高めるよう機能する。Ｍｇの含有量が１．５％未満の場合には、十分な強度を得ることができず、成形性が劣化するおそれがある。一方、Ｍｇの含有量が６．５％を超える場合には、熱間圧延時に割れ易くなり、圧延できなくなる問題が生じる。また、上記Ｍｇの含有量が１．５％未満もしくは６．５％超えの場合には、ＣＲ方位の方位密度が低くなりやすく、成形性が劣化するおそれがある。Ｍｇの含有量は、更に好ましくは２．２〜６．２％である。
【００２６】
上記プレス成形用アルミニウム合金板は、さらに、Ｍｎ：１．５％以下、Ｆｅ：０．７％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｚｎ：０．４％以下、Ｚｒ：０．３％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｔｉ：０．２％以下、Ｂ：０．０５％以下のうち１種又は２種以上を含有する。Ｍｎ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｖは、強度を高め、成形性を向上させるよう機能する。Ｍｎ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｖの含有量が上述の範囲を超える場合には、ＣＲ方位の方位密度が低くなりやすく、成形性が劣化するおそれがある。Ｔｉ、Ｂは、鋳造組織を微細化して成形性を向上させるよう機能する。Ｔｉ、Ｂの含有量が、上述の範囲を超える場合には、ＣＲ方位の方位密度が低くなりやすく、成形性が劣化するおそれがある。
【００２７】
また、上記プレス成形用アルミニウム合金板は、Ａｌ−Ｍｎ系合金からなる場合には、特に、張出成形と、深絞成形の両方が求められる自動車のヒートインシュレーター等に好適な材料とすることができる。
【００２８】
また、特に好適な成分を有する上記Ａｌ−Ｍｎ系合金は、Ｍｎ：０．３〜２．０％（質量％、以下同様）を含有し、さらに、Ｍｇ：１．５％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｆｅ：１．０％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｚｎ：０．５％以下、Ｚｒ：０．５％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｔｉ：０．２％以下、Ｂ：０．０５％以下のうち１種又は２種以上を含有し、残部は不可避的不純物及びアルミニウムからなるＡｌ−Ｍｎ系合金である。
【００２９】
Ｍｎは強度を得るために必要であり、Ａｌ−Ｍｎ系化合物を形成して強度を高めるよう機能する。Ｍｎの含有量が０．３％未満の場合には、十分な強度を得ることができず、成形性が劣化するおそれがある。一方、Ｍｎの含有量が２．０％を超える場合には、鋳造時に粗大な晶出物を形成しやすくなり、成形性が劣化するおそれがある。また、上記Ｍｎの含有量が０．３％未満もしくは２．０％超えの場合には、ＣＲ方位の方位密度が低くなりやすく、成形性が劣化するおそれがある。Ｍｎの含有量は、更に好ましくは０．８〜１．５％である。
【００３０】
上記プレス成形用アルミニウム合金板は、さらに、Ｍｇ：１．５％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｆｅ：１．０％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｚｎ：０．５％以下、Ｚｒ：０．５％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｔｉ：０．２％以下、Ｂ：０．０５％以下のうち１種又は２種以上を含有する。Ｍｇ、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｖは、強度を高め、成形性を向上させるよう機能する。Ｍｇ、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｚｎ、Ｚｒ、Ｖの含有量が上述の範囲を超える場合には、ＣＲ方位の方位密度が低くなりやすく、成形性が劣化するおそれがある。Ｔｉ、Ｂは、鋳造組織を微細化して成形性を向上させるよう機能する。Ｔｉ、Ｂの含有量が上述の範囲を超える場合には、ＣＲ方位の方位密度が低くなりやすく、成形性が劣化するおそれがある。
【実施例】
【００３１】
（実施例１）
本例は、本発明のプレス成形用アルミニウム合金板にかかる実施例及び比較例として、プレス成形用アルミニウム合金板（試料Ｅ１〜試料Ｅ１０、及び試料Ｃ１〜試料Ｃ１０）を製造した。これらの実施例は、本発明の一実施態様を示すものであり、本発明はこれに限定されるものではない。
以下、これを詳説する。
【００３２】
上記プレス成形用アルミニウム合金板の製造方法について説明する。
まず、表１に示す組成を有し、残部が不可避的不純物とアルミニウムとからなる鋳塊（合金Ａ〜合金Ｊ）をＤＣ鋳造法（Ｄｉｒｅｃｔ  Ｃｈｉｌｌ  Ｃａｓｔｉｎｇ  Ｐｒｏｃｅｓｓ）と呼ばれる半連続鋳造方法により造塊した。得られた鋳塊を５５０℃で６時間の均質化処理を行った後、室温まで冷却した。
【００３３】
【表１】
0005354954.tif 000003
【００３４】
次に、上記鋳塊を４２０℃まで再加熱して熱間圧延を開始し、厚さ４．０ｍｍの熱間圧延板を得た。熱間圧延の終了温度は２５０℃とした。
続いて、図１（ａ）に示すように、熱間圧延方向（矢印Ａ）に対して０°方向（矢印Ｂ）、あるいは図１（ｂ）に示すように、熱間圧延方向（矢印Ｃ）に対して９０°方向（矢印Ｄ）で冷間圧延を行って１．０ｍｍの冷間圧延板とした。
更に、５４０℃で２０秒の溶体化処理を行い、３０℃／ｓの冷却速度で室温まで焼入れした。
焼入れ後、３分後に１００℃で１時間の熱処理を行った。これにより、プレス成形用アルミニウム合金板（試料Ｅ１〜試料Ｅ１０、及び試料Ｃ１〜試料Ｃ１０）を得た。
表２及び表３に、上記試料Ｅ１〜試料Ｅ１０、及び試料Ｃ１〜試料Ｃ１０について、用いた合金の種類、熱間圧延方向に対する冷間圧延方向を示す。
【００３５】
【表２】
0005354954.tif 000004
【００３６】
【表３】
0005354954.tif 000005
【００３７】
次に、上記試料Ｅ１〜試料Ｅ１０、及び試料Ｃ１〜試料Ｃ１０について、最終熱処理から７日後に以下の方法で、結晶方位分布関数（ＯＤＦ）、及び成形性の評価を行った。結果を表２及び表３に併せて示す。
【００３８】
＜結晶方位分布関数＞
結晶方位分布関数（ＯＤＦ）は、Ｘ線回折装置（株式会社リガク製ＲＩＮＴ２０００）で測定した極点図から、３次元方位解析によりＯＤＦを求めることで、各結晶方位の方位密度を求めた。ＯＤＦはＢｕｎｇｅの提唱した級数展開法により偶数項の展開次数を２２次、奇数項の展開次数を１９次として計算した。なお、方位密度は、特定方位の方位密度とランダム方位を有する試料の方位密度との比で示し、ランダム比と表記した。ランダム強度Ｉｒは検体試料強度Ｉｃから次式により算出した。
【数２】
0005354954.tif 000006
ここで、α、βは測定角度、Δｓはステップ角度である。
【００３９】
表２及び表３に、ＣＲ方位の方位密度と、ＣＲ方位以外の方位の中で方位密度が最大値を示す方位とその方位密度（ＣＲ方位以外の方位とその方位密度）を示す。例えば、試料Ｅ１において、上記ＣＲ方位及びＣＲ方位以外の方位密度は、それぞれＣＲ方位：２０、Ｃｕｂｅ方位：２、Ｇｏｓｓ方位：０、Ｂｒａｓｓ方位：１、Ｓ方位：０、Ｃｏｐｐｅｒ方位：０、ＲＷ方位：０、ＰＰ方位：１であった。そのため、表２の試料Ｅ１のＣＲ方位以外の方位とその方位密度には、ＣＲ方位以外の方位で方位密度が最大値を示したＣｕｂｅ方位と、その方位密度の２を示した。
【００４０】
＜成形性＞
成形性は、等二軸変形、平面ひずみ変形、及び一軸変形の破断限界ひずみを測定することにより評価した。
（等二軸変形）
等二軸変形の破断限界ひずみは、φ６．３ｍｍのスクライブドサークルを転写したブランクを用い、パンチ径：φ５０ｍｍ、成形速度：２ｍｍ／ｓ、ブランクサイズ：１００ｍｍ×１００ｍｍの成形条件にて成形試験を行った後、破断限界ひずみの測定を行った。
潤滑剤として、高粘度鉱油を両面に塗布したビニールシートをパンチとブランクの間に挿入して用いた。
破断限界は０．４０以上を合格とし、０．４０未満を不合格とした。
【００４１】
（平面ひずみ変形）
平面ひずみ変形は、上記等二軸変形の破断限界ひずみ測定方法の、潤滑剤を変更し、低粘度鉱油をブランクに塗布して行った。
破断限界は０．３０以上を合格とし、０．３０未満を不合格とした。
【００４２】
（一軸変形）
一軸変形での破断限界ひずみは、φ６．３５ｍｍのスクライブドサークルを転写したＪＩＳ５号試験片を用い、引っ張り試験を行い、破断限界ひずみの測定を行った。
破断限界は０．４０以上を合格とし、０．４０未満を不合格とした。
（評価）
成形性は、等二軸変形、平面ひずみ変形、一軸変形のいずれにおいても合格である場合を合格（評価○）とし、いずれか一つでも不合格がある場合を不合格（評価×）とした。
また、一例として、耐力を表２及び表３に併せて示す。
【００４３】
表２より知られるごとく、実施例としての試料Ｅ１〜試料Ｅ１０は、集合組織について、ＣＲ方位の方位密度がＣＲ方位以外のいずれの方位の方位密度よりも高く、ＣＲ方位の方位密度が１０以上であり、かつＣｕｂｅ方位以外の方位の方位密度がすべて４以下であった。
そして、上記試料Ｅ１〜試料Ｅ１０は、成形性ついても良好な結果を示した。
これにより、本発明によれば、等二軸変形、平面ひずみ変形、及び一軸変形での破断限界を高めて、プレス成形に適したプレス成形用アルミニウム合金板を得ることができることがわかる。
【００４４】
また、比較例としての試料Ｃ１〜試料Ｃ１０は、集合組織について、最も高い方位密度を示す方位がＣＲ以外の方位であるＣｕｂｅ方位であると共に、その方位密度が１０以上であった。そのため、等二軸変形、平面ひずみ変形、及び一軸変形のいずれの破断限界ひずみも低く、成形性が不合格であった。
【００４５】
（実施例２）
本例では、本発明のプレス成形用アルミニウム合金板にかかる実施例及び比較例として、Ａｌ−Ｍｇ系合金からなるプレス成形用アルミニウム合金板（試料Ｅ１１〜試料Ｅ１４、及び試料Ｃ１１〜試料Ｃ１４）を製造した。これらの実施例は、本発明の一実施態様を示すものであり、本発明はこれに限定されるものではない。以下、これを詳説する。
【００４６】
上記プレス成形用アルミニウム合金板の製造方法について説明する。
まず、表４に示す組成を有し、残部が不可避的不純物とアルミニウムとからなる鋳塊（合金Ｋ〜合金Ｎ）をＤＣ鋳造法と呼ばれる半連続鋳造方法により造塊した。得られた鋳塊に対して４８０℃で６時間の均質化処理を行った後、室温まで冷却した。
【００４７】
【表４】
0005354954.tif 000007
【００４８】
次に、上記鋳塊を４５０℃まで再加熱して熱間圧延を開始し、厚さ３．０ｍｍの熱間圧延板を得た。熱間圧延の終了温度は３５０℃とした。続いて、図１（ａ）に示すように、熱間圧延方向（矢印Ａ）に対して０°方向（矢印Ｂ）、あるいは図１（ｂ）に示すように、熱間圧延方向（矢印Ｃ）に対して９０°方向（矢印Ｄ）で冷間圧延を行って１．０ｍｍの冷間圧延板とした。さらに、４５０℃で３０秒の軟化処理を行った。これにより、プレス成形用アルミニウム合金板（試料Ｅ１１〜試料Ｅ１４、試料Ｃ１１〜試料Ｃ１４）を得た。表５に、上記試料Ｅ１１〜試料Ｅ１４、及び、試料Ｃ１１〜試料Ｃ１４について、用いた合金の種類、熱間圧延方向に対する冷間圧延方向を示す。
【００４９】
【表５】
0005354954.tif 000008
【００５０】
次に、上記試料Ｅ１１〜試料Ｅ１４、及び試料Ｃ１１〜試料Ｃ１４について、上述の実施例１と同様の方法で、結晶方位分布関数（ＯＤＦ）、及び成形性の評価を行った。結果を表５に併せて示す。
【００５１】
表５より知られるように、実施例としての試料Ｅ１１〜試料Ｅ１４は、集合組織について、ＣＲ方位の方位密度がＣＲ方位以外の方位の方位密度よりも高く、ＣＲ方位の方位密度が１０以上であり、かつＣｕｂｅ方位以外の方位の方位密度が全て４以下であった。そして、上記試料Ｅ１１〜試料Ｅ１４は、成形性についても良好な結果を示した。これにより、本発明によれば、等二軸変形、平面ひずみ変形、及び一軸変形での破断限界を高めて、プレス成形に適したプレス成形用アルミニウム合金板を得ることができることがわかる。
【００５２】
また、表５より知られるように、比較例としての試料Ｃ１１〜試料Ｃ１４は、集合組織について、最も高い方位密度を示す方位がＣＲ方位以外の方位であるＣｕｂｅ方位であった。そのため、等二軸変形、平面ひずみ変形、及び一軸変形のいずれの破断限界ひずみも低く、成形性が不合格であった。
【００５３】
（実施例３）
本例では、本発明のプレス成形用アルミニウム合金板にかかる実施例及び比較例として、Ａｌ−Ｍｎ系合金からなるプレス成形用アルミニウム合金板（試料Ｅ１５〜試料Ｅ１８、及び試料Ｃ１５〜試料Ｃ１８）を製造した。これらの実施例は、本発明の一実施態様を示すものであり、本発明はこれに限定されるものではない。以下、これを詳説する。
【００５４】
上記プレス成形用アルミニウム合金板の製造方法について説明する。
まず、表６に示す組成を有し、残部が不可避的不純物とアルミニウムとからなる鋳塊（合金Ｏ〜合金Ｒ）をＤＣ鋳造法と呼ばれる半連続鋳造方法により造塊した。得られた鋳塊に対して５８０℃で６時間の均質化処理を行った後、室温まで冷却した。
【００５５】
【表６】
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【００５６】
次に、上記鋳塊を５００℃まで再加熱して熱間圧延を開始し、厚さ３．０ｍｍの熱間圧延板を得た。熱間圧延の終了温度は３５０℃とした。続いて、図１（ａ）に示すように、熱間圧延方向（矢印Ａ）に対して０°方向（矢印Ｂ）、あるいは図１（ｂ）に示すように、熱間圧延方向（矢印Ｃ）に対して９０°方向（矢印Ｄ）で冷間圧延を行って１．０ｍｍの冷間圧延板とした。さらに、４５０℃で３０秒の軟化処理を行った。これにより、プレス成形用アルミニウム合金板（試料Ｅ１５〜試料Ｅ１８、試料Ｃ１５〜試料Ｃ１８）を得た。表７に、上記試料Ｅ１５〜試料Ｅ１８、及び、試料Ｃ１５〜試料Ｃ１８について、用いた合金の種類、熱間圧延方向に対する冷間圧延方向を示す。
【００５７】
【表７】
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【００５８】
次に、上記試料Ｅ１５〜試料Ｅ１８、及び試料Ｃ１５〜試料Ｃ１８について、上述の実施例１と同様の方法で、結晶方位分布関数（ＯＤＦ）、及び成形性の評価を行った。結果を表７に併せて示す。
【００５９】
表７より知られるように、実施例としての試料Ｅ１５〜試料Ｅ１８は、集合組織について、ＣＲ方位の方位密度がＣＲ方位以外の方位の方位密度よりも高く、ＣＲ方位の方位密度が１０以上であり、かつＣｕｂｅ方位以外の方位の方位密度が全て３以下であった。そして、上記試料Ｅ１５〜試料Ｅ１８は、成形性についても良好な結果を示した。これにより、本発明によれば、等二軸変形、平面ひずみ変形、及び一軸変形での破断限界を高めて、プレス成形に適したプレス成形用アルミニウム合金板を得ることができることがわかる。
【００６０】
また、表７より知られるように、比較例としての試料Ｃ１５〜試料Ｃ１８は、集合組織について、最も高い方位密度を示す方位がＣＲ方位以外の方位であるＣｕｂｅ方位であった。そのため、等二軸変形、平面ひずみ変形、及び一軸変形のいずれの破断限界ひずみも低く、成形性が不合格であった。
【図面の簡単な説明】
【００６１】
【図１】実施例１〜３における、熱間圧延方向に対する冷間圧延方向を示す説明図。
【符号の説明】
【００６２】
１  プレス成形用アルミニウム合金板
【図１】
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